真空铜模吸铸三元Ti-44Al-6Nb合金凝固组织演化研究
摘要：采用真空非自耗电弧炉和铜模真空吸铸设备分别制备了三元Ti-44Al-6Nb合金钮扣铸锭和真空吸铸棒状试样(准5mm×90mm)，借助扫描电镜和能谱及X射线衍射仪分别研究了合金铸态和吸铸凝固组织的形貌、成分以及相组成，同时利用Thermo-Calc软件计算了Ti-Al-6Nb合金变温截面相图并预测了凝固路径。结果表明：通过相图及铸态凝固组织特征分析，初生相为β相，凝固路径为单一β相的凝固，铸态组织均匀化，白色β型偏析呈条状分布，未观察到明显的凝固偏析;真空铜模吸铸急冷区凝固组织均匀、细化且无凝固偏析，而在糊状区呈现出明显的枝晶形貌且具有典型的包晶凝固特征，这表明随着冷却速率的降低，凝固路径由单一β相凝固转变为包晶凝固。
闵志宇; 柳翊; 李豪; 曹永青; 王静科; 程旭; 张伟， 热加工工艺 发表时间：2021-08-05
关键词：真空吸铸;相图;冷却速率;凝固路径;包晶凝固
γ-TiAl合金具有低密度、高弹性模量、抗蠕变、抗氧化以及良好的高温强度等特点，诸多良好的性能已引起了广大学者的广泛关注，但其较低的室温塑性一直是需要解决的难题之一[1-3]。随着对γ-TiAl合金服役温度和性能的更高需求，β相稳定元素的添加成为γ-TiAl合金成分设计重要发展的趋势之一，其中Nb元素是主要添加的β相稳定元素之一[2]。高Nb-TiAl合金是我国研发的γ-TiAl合金，因其优良的性能被广泛应用于航空航天、汽车工业、军事等领域[2]。但高Nb元素的添加会使TiAl合金相图向高Al和高温方向发生偏移，同时使β相区扩大而α相区缩小[4]，同时会使TiAl合金的凝固组织特征、凝固路径以及相组成发生改变[3，5]。此外，冷却速率对TiAl合金凝固组织特征也有重要影响，如：Ti-45Al-5Nb-0.2B-0.2C(at%)合金增压器叶轮的薄壁区厚度仅为0.7mm，该部位的冷却速率极高，对薄壁区的凝固组织和铸件质量及性能都会有一定程度的影响[1]，真空铜模吸铸能够极大地提高TiAl合金的冷却速率，甚至使冷却速率达到急冷快速凝固的范畴[6-8]，从而为研究冷却速率对TiAl合金的凝固组织特征和凝固路径提供了有效途径。
本文采用真空非自耗电弧炉和真空吸铸设备分别制备了Ti-44Al-6Nb合金钮扣铸锭和真空吸铸棒状试样(准5mm×90mm)。依据Thermo-Calc软件热力学计算了Ti-Al-6Nb变温截面相图，分析铸态Ti-44Al-6Nb合金的凝固路径和显微组织形貌特征以及合金的相组成，同时基于真空吸铸棒状试样的凝固组织形貌特征和相组成分析结果，研究冷却速率对真空铜模吸铸Ti-44Al-6Nb合金凝固组织特征和相组成以及凝固路径的影响。
1试验方法
本文试验采用的合金名义成分为Ti-44Al-6Nb(at%，下同)。该合金的原材料采用高纯度Ti板(99.97wt%)、高纯度Al锭(99.99wt%)、高纯度Ti52.7Nb屑(99.99wt%)，所用Ti-44Al-6Nb合金钮扣铸锭在真空非自耗电弧炉中反复熔炼3次以上，能够一定程度上减少合金成分的不均匀性。钮扣铸锭质量损失小于0.3%，质量约为30g[9]。此外，Ti-44Al-6Nb合金棒状试样(准5mm×90mm)在真空铜模吸铸设备中制备，以高纯氩气(99.995%)作为保护气氛有效阻止了凝固过程中氧化物的形成，能够制备成型良好且表面光亮整洁的棒状试样。该设备示意图如图1所示。沿试样纵截面剖开，进行预磨、抛光和腐蚀，本试验使用的腐蚀剂为：10vol%HNO3+10vol%HF+80vol%H2O(vol%)。采用EVO18，ZEISS型扫描电镜(SEM)对不同试样的显微组织形貌进行观察分析，并采用扫描电镜所配备的能谱分析仪(EDS)对试样不同区域的元素分布进行分析，同时借助X射线衍射仪(XRD)对试样的相组成进行分析研究。
2结果与讨论
2.1变温截面相图分析
依据Ti-Al-Nb合金的相关参数[10]，利用ThermoCalc软件计算了Ti-Al-6Nb变温截面相图，结果如图2所示。与二元TiAl合金相图相比，添加β相稳定元素后，会使二元TiAl相图向高Al和高温方向发生偏移[4，9，11]。6at%Nb添加之后，TiAl合金的包晶平台温度由1763K提高至1780K，图2中的点划线表示出了Ti-44Al-6Nb合金的凝固路径，表明该合金的凝固路径是以β为初生相的单一β相凝固。
依据上述分析可知，Ti-44Al-6Nb合金在近平衡凝固条件下，其凝固路径为：L邛L+β邛β邛α+β邛(α2+γ)+B2。
2.2铸态组织
铸态Ti-44Al-6Nb合金钮扣锭的凝固组织形貌如图3所示。图3(a)铸态低倍凝固组织呈现出均匀细化的形貌特征，无明显的枝晶偏析，在灰色基体上存在白色不规则片状相。由表1EDS分析结果表明：白色不规则片状相的Al元素含量明显偏低，Nb元素含量明显高于名义成分，应为高温初生β相经过有序化转变残余至室温形成的室温B2相，而冷却速率在凝固过程中一定程度上影响B2相的形成，从而形成白色的网络状β型偏析。从图3(b)高倍凝固组织可以观察到明显的白色网络状β型偏析，该种β型偏析通常存在于含β相稳定元素的铸态γ-TiAl合金中[12-13]。EDS分析结果表明：该白色的网络状β型偏析的Nb元素含量也明显偏高，Al元素含量偏低。在凝固组织中存在白色的细条状B2相残余和网络状β型偏析，是典型的单一β相凝固特征。随着凝固过程的持续进行，冷却速率不断降低，最终形成片层结构(α2+γ)，这也与Ti-Al-6Nb合金变温截面相图计算结果一致。
2.3吸铸组织
图4为真空铜模吸铸三元Ti-44Al-6Nb合金(准5mm×90mm)棒状试样凝固组织形貌。从图4(a)急冷区低倍凝固组织能够清晰地观察到白色的脉络状β型偏析和B2相，并未存在明显的枝晶偏析。与铸态组织相比，白色的脉络状β型偏析和B2相体积分数有所降低，这表明冷却速率提高在一定程度上抑制了β型偏析和B2相的形成，这与已报道的文献研究结果一致[14]。从图4(b)急冷区高倍凝固组织可以观察到明显的白色块状B2相，EDS分析结果表明：B2相的Nb元素含量有所降低，明显低于铸态组织中的B2相，但高于名义成分，而Al元素含量也有所降低。同时可以观察到片层结构(α2+γ)。从图4(c)糊状区低倍凝固组织发现存在一定的凝固偏析，枝晶形貌明显。此外，枝晶内部存在少量的白色脉络状β型偏析，呈现出包晶凝固特征。从图4(d)糊状区高倍凝固组织能更清晰地观察到包晶凝固特征。由表1EDS分析结果表明：枝晶偏析处的Al元素含量明显高于名义成分，而Nb元素含量却低于名义成分。该凝固组织形貌特征表明随着糊状区远离急冷表面，受铜模快速急冷作用的影响减弱，导致糊状区冷却速率一定程度上有所降低，使合金的凝固路径向高铝方向偏移，形成明显的包晶凝固特征。
2.4相组成
图5为Ti-44Al-6Nb合金的铸态和吸铸凝固组织的XRD衍射图谱。由图5可知，相组成均为α2相和γ相组成，观察发现两者衍射峰的角度存在一定的差异。该合金添加了6at%Nb后，XRD衍射图谱并未呈现出明显的B2相的衍射峰，如图5(a)所示。然而，吸铸XRD衍射图谱与铸态相比，衍射峰明显向低角度偏移。为了进一步清晰观察衍射峰的差异，取铸态和吸铸条件下35°～45°之间的衍射图谱进行对比分析，发现随着冷却速率的提高，γ相(111)面和α2相(002)面的衍射峰向低角度偏移了约0.3°(图5(b))，这表明真空铜模吸铸试样在凝固过程中受到铜模快速急冷的作用，产生了一定的内应力[6，8]，诱发晶格发生了畸变，增加了晶格参数和晶面间距，从而造成衍射峰一定程度地向低角度发生偏移。
3结论
(1)基于变温截面相图及铸态凝固组织特征分析，6at%Nb添加之后，TiAl合金的包晶平台的温度由1763K提高至1780K。确定Ti-44Al-6Nb合金是初生单一β相凝固合金，凝固组织均匀，β型偏析呈条状分布且无明显的凝固偏析。
(2)与铸态组织相比，真空铜模吸铸急冷区凝固组织更为均匀细化，由于铜模的急冷作用在一定程度上抑制了β型偏析和B2相的形成，而在糊状区呈现出明显的枝晶形貌且具有典型的包晶凝固特征，β型偏析呈白色脉络状分布。
(3)随着冷却速率的提高，γ相(111)面和α2相(002)面的衍射峰向低角度偏移了约0.3°。这是由于铜模对合金熔体快速的急冷作用，在真空吸铸凝固过程中产生一定的内应力，诱发晶格畸变，增加晶格参数和晶面间距，从而造成衍射峰一定程度地向低角度偏移。